(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
２７．０％以上３１．０％以下のクロムと、７．０％以上１１．０％以下の鉄と、０．０１％以上０．０５％以下の炭素と、０．０１％以上０．５０％以下のシリコンと、０．００１％以上０．０１５％以下の硫黄と、０．０１％以上０．５０％以下の銅と、０．０１％以上０．５０％以下のマンガンと、不可避的不純物と、残部としてのニッケルとからなる材料を熱間鍛造する工程と、
前記熱間鍛造に供された材料の表面温度を８００℃以上９００℃以下の前熱処理温度にて１時間以上３時間以下の間保持するよう当該材料を加熱する前熱処理工程と、
前記前熱処理工程で加熱された材料の表面温度を前記前熱処理温度から上昇させて１０５０℃以上１１００℃以下の温度で１時間以上６時間以下の間保持するよう当該材料を加熱する固溶化熱処理工程と
を備えることを特徴とするＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金としては、例えばインコネル（商標）の６００系統（６００，６２５，６９０）が知られている。この種の合金のうち、例えばインコネル６９０については、約１０４０℃の温度で固溶化熱処理が行われる（例えば非特許文献１参照）。また、インコネル６９０については、耐ＳＣＣ性向上に必要な結晶粒界での炭化物析出形態を実現するために、１０５０℃以上の固溶化熱処理による炭化物の固溶促進と結晶粒の整細粒化が必要である。
【非特許文献１】Alloy Digest Ni-266, “INCONEL Alloy 690”, エンジニアリング アロイズ ダイジェスト社（Engineering Alloys Digest, Inc.）, 1981年3月
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金の再結晶温度は９００℃近傍であり、１０５０℃以上の温度で固溶化熱処理を行うと、温度上昇と共に結晶粒が粗大化し、０．２％耐力が低下してしまう。このため、結晶粒径が小さく且つ耐ＳＣＣ性に優れたＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材を製造することは困難であった。
本発明は上述の事情に基づいてなされ、その目的とするところは、結晶粒径が小さく且つ耐ＳＣＣ性に優れたＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
上記した目的を達成するために、本発明によれば、２７．０％以上３１．０％以下のクロムと、７．０％以上１１．０％以下の鉄と、０．０１％以上０．０５％以下の炭素と、０．０１％以上０．５０％以下のシリコンと、０．００１％以上０．０１５％以下の硫黄と、０．０１％以上０．５０％以下の銅と、０．０１％以上０．５０％以下のマンガンと、不可避的不純物と、残部としてのニッケルとからなる材料を熱間鍛造する工程と、
前記熱間鍛造に供された材料の表面温度を８００℃以上９００℃以下の前熱処理温度にて１時間以上３時間以下の間保持するよう当該材料を加熱する前熱処理工程と、前記前熱処理工程で加熱された材料の表面温度を前記前熱処理温度から上昇させて１０５０℃以上１１００℃以下の温度で１時間以上６時間以下の間保持するよう当該材料を加熱する固溶化熱処理工程とを備えることを特徴とするＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法が提供される（請求項１）。
【発明の効果】
【０００５】
本発明の請求項１のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法では、１０５０℃以上の温度で固溶化熱処理を行ったことにより、炭素が均一且つ十分に固溶する。このため、固溶化熱処理温度から冷却した後において、適切な熱処理を行うことにより、結晶粒界への炭化物の析出状態が、耐ＳＣＣ性の向上に適したものとなる。
一方、この製造方法では、固溶化熱処理前に前熱処理を行うことにより、１０５０℃以上の温度で固溶化熱処理を行っても、固溶化熱処理時の粒成長が抑制される。これは、前熱処理中の転位の移動及び炭化物の析出に起因している。
【０００６】
より詳しくは、転位の移動は、鍛造によって生じた歪みを緩和し、これにより歪みエネルギが減少する。歪みエネルギは、固溶化熱処理時の粒成長の駆動エネルギになるため、歪みエネルギが低減されることによって、固溶化熱処理時の粒成長が抑制される。
また、前熱処理中に粒界に析出した炭化物は、固溶化熱処理によって炭化物が固溶するまでの間、ピニング効果によって粒成長を抑制する。これによっても、固溶化熱処理時の粒成長が抑制される。
【０００７】
これらの結果として、この製造方法によれば、結晶粒径が小さく且つ耐ＳＣＣ性に優れたＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
図１は、本発明の一実施形態のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法を示すフローチャートであり、図２は、同方法の熱間鍛造以降における、時間と材料（インゴット又はビレット）の温度との関係を概略的に示すチャートである。
この製造方法では、まず、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金のインゴットを鋳造する（Ｓ１０）。このＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金は、質量濃度で、２７．０％以上３１．０％以下のクロムと、７．０％以上１１．０％以下の鉄と、０．０１％以上０．０５％以下の炭素と、０．０１％以上０．５０％以下のシリコンと、０．００１％以上０．０１５％以下の硫黄と、０．０１％以上０．５０％以下の銅と、０．０１％以上０．５０％以下のマンガンと、不可避的不純物と、残部（バランス成分）としてのニッケルとからなる。
【０００９】
具体的には、造塊工程Ｓ１０では、真空誘導炉（ＶＩＦ）で原料を溶解し、ポール形状に鋳造する。このポールをエレクトロスラグ再溶解炉（ＥＳＲ）で再溶解し、インゴットとした。インゴットの形状寸法は、例えば直径が５５０ｍｍで長さが１３００ｍｍである。
鋳造工程Ｓ１０で得られたインゴットは、例えば１１７０℃以下の表面温度にて、分塊鍛造されてビレットになる（Ｓ２０）。
【００１０】
ビレットは、例えば、ビレットの表面温度が８５０℃以上１０５０℃以下の温度である間に、１．５以上３．０以下の鍛錬比で熱間鍛造され、所定の形状の鍛造材になる（Ｓ３０）。この熱間鍛造によって、鍛造材における結晶粒は小さくされる。好ましくは、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に規定される結晶粒度がＮｏ．７以上になるよう熱間鍛造工程Ｓ３０の鍛錬比が設定される。
【００１１】
熱間鍛造工程Ｓ３０で得られた鍛造材は、前熱処理工程（Ｓ４０）及び固溶化熱処理工程（Ｓ５０）に連続して供される。
具体的には、前熱処理工程Ｓ４０では、鍛造材の表面温度が８００℃以上９００℃以下の温度（以下、前熱処理温度ともいう）にて、１時間以上３時間以下の間保持されるよう当該鍛造材が加熱される。好ましくは、前熱処理工程Ｓ４０では、鍛造材の表面温度が８４０℃以上８６０℃以下の温度にて、１時間以上２時間以下の間保持されるよう当該鍛造材が加熱される。
【００１２】
なお、前熱処理温度までの昇温速度は、例えば８０℃／時間以上１２０℃／時間以下に設定される。
固溶化熱処理工程Ｓ５０では、前熱処理工程Ｓ４０を経た鍛造材が、当該鍛造材の表面温度が１０４０℃以上１１００℃以下の温度（以下、固溶化熱処理温度ともいう）にて１時間以上６時間以下の間保持されるよう加熱される。
【００１３】
固溶化熱処理工程Ｓ５０は、前熱処理処工程Ｓ４０に続けて行われ、前熱処理温度から固溶化熱処理温度まで、所定の昇温速度にて鍛造材は加熱される。前熱処理温度から固溶化熱処理温度までの昇温速度は速いほうが好ましく、具体的には１００℃／時間以上であるのが好ましい。一方、昇温速度の上限は、特には限定されないが、設備の関係上、例えば１２０℃／時間以下に設定される。
【００１４】
固溶化熱処理工程Ｓ５０の後、鍛造材は例えば水冷によって急冷される。急冷された鍛造材に対しては、後熱処理が行われる（Ｓ６０）。この後熱処理工程Ｓ６０では、例えば鍛造材の表面温度が６８５℃以上７１５℃以下の温度（以下、後熱処理温度ともいう）にて１５時間以上２０時間以下の間保持されるよう当該鍛造材が加熱される。
この後熱処理工程Ｓ６０によって、クロムの欠乏領域の発生を抑制しながら、結晶粒界に炭化物が析出させられる。
【００１５】
後熱処理工程Ｓ６０の後、鍛造材は例えば空冷され、これによりＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材が得られる。
上述したＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法では、１０５０℃以上の固溶化熱処理温度で固溶化熱処理工程Ｓ５０を行ったことにより、鍛造材中の炭素が母相中に均一且つ十分に固溶する。このため、固溶化熱処理温度から冷却した後の後熱処理Ｓ６０において、結晶粒界への炭化物の析出状態が、耐ＳＣＣ性の向上に適したものとなる。
【００１６】
一方、この製造方法では、固溶化熱処理工程Ｓ５０の前に前熱処理工程Ｓ４０を行うことにより、１０５０℃以上の温度で固溶化熱処理工程を行っても、固溶化熱処理時の粒成長が抑制される。これは、前熱処理中の転位の移動及び炭化物の析出に起因している。
より詳しくは、転位の移動は、鍛造によって生じた歪みを緩和し、これにより歪みエネルギが減少する。歪みエネルギは、固溶化熱処理時の粒成長の駆動エネルギになるため、歪みエネルギが低減されることによって、固溶化熱処理時の粒成長が抑制される。
【００１７】
また、前熱処理工程Ｓ４０中に粒界に析出した炭化物は、固溶化熱処理工程Ｓ５０で炭化物が固溶するまでの間、ピニング効果によって粒成長を抑制する。これによっても、固溶化熱処理時の粒成長が抑制される。
これらの結果として、この製造方法によれば、結晶粒径が小さく且つ耐ＳＣＣ性に優れたＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材が提供される。具体的には、この製造方法によれば、結晶粒度が３以上のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材を提供することが可能になる。
【００１８】
特に、このＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法によれば、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金が上述した組成を有するインコネル６９０相当の合金であっても、結晶粒径が小さく且つ耐ＳＣＣ性に優れたＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材が提供される。
【実施例】
【００１９】
１．試料の調製
ロット１、２及び３として、表１に示したインコネル６９０相当の組成を有するインゴットをそれぞれ作製した。なお、ロット毎に、同一の溶湯から複数のインゴットを造塊した。
【００２０】
【表１】
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【００２１】
各インゴットを分塊鍛造によりビレットにしてから、ビレットを９７５℃の表面温度で２．０の鍛錬比で鍛造し、直径が１６４ｍｍで長さが１５００ｍｍの棒材（鍛造材）にした。
【００２２】
ロット１〜３の棒材の一部は、鍛造状態のまま金属組織を観察するための参考例１〜３として取り分けられ、他の一部は、実施例１〜３及び比較例１〜３のために取り分けられた。
実施例１〜３のための棒材には、それぞれ前熱処理、固溶化熱処理及び後熱処理を施した。一方、比較例１〜３のための棒材には、前熱処理を省略して、固溶化処理及び後熱処理を行った。
【００２３】
具体的には、実施例１〜３では、棒材を入れた加熱炉の温度を１００℃／時間の昇温速度で表２に示した温度まで上昇させ、前熱処理として、当該温度で１時間保持した。この保持に続けて、加熱炉の温度を１００℃／時間の昇温速度で１０６０℃まで上昇させ、固溶化熱処理として当該温度で２時間保持した。それから、棒材を水冷により急冷した。
【００２４】
この後、水冷された棒材を入れた加熱炉の温度を１００℃／時間の昇温速度で７００℃まで上昇させ、後熱処理として、７００℃で１５時間保持した。それから、空冷によって棒材の温度を室温まで下降させた。
比較例１〜３については、前熱処理を省略するように、加熱炉の温度を１２０℃／時間の昇温速度で１０６０℃まで一度に上昇させた以外は、実施例の場合と同様である。
【００２５】
なお、実施例１〜３の前熱処理では、加熱炉の温度を一定温度に所定時間保持しているが、加熱炉の温度を保持している間、棒材の表面温度は、加熱炉の設定温度に対して概ね±５℃の範囲にある。
また、実施例１〜３及び比較例１〜３の固溶化熱処理でも、加熱炉の温度を一定温度に所定時間保持しているが、加熱炉の温度を保持している間、棒材の表面温度は、加熱炉の設定温度に対して概ね±５℃の範囲にある。
【００２６】
更に、実施例１〜３及び比較例１〜３の後熱処理でも、加熱炉の温度を一定温度に所定時間保持しているが、加熱炉の温度を保持している間、棒材の表面温度は、加熱炉の設定温度に対して概ね±５℃の範囲にある。
２．評価方法
（１）結晶粒度及び金属組織観察
参考例１〜３、実施例１〜３及び比較例１〜３の棒材の一端側及び他端側（それぞれ端からおよそ１０ｍｍの位置）における表層部および表面から直径の１／４の深さの箇所の結晶粒度をＡＳＴＭ Ｅ１１２で規定される方法で測定した。これらの結果を表２に示す。
【００２７】
また、結晶粒度を測定した実施例１及び比較例１の一端側の表層の金属組織を図３及び図４にそれぞれ示す。
（２）０．２％耐力
参考例１〜３、実施例１〜３及び比較例１〜３の棒材の一端側における、表面から直径の１／４の深さの箇所から、ＡＳＴＭ Ｅ８−０４に規定された形状の試料を作製した。各試料のゲージ長Ｇは５０．８ｍｍであり、直径Ｄは１２．７ｍｍである。これらの試料の０．２％耐力を引張試験機を用いて測定した。結果を表２に示す。
【００２８】
３．評価結果
表１、図３及び図４から次のことが明らかである。
（１）実施例１〜３及び比較例１〜３では、参考例１〜３に比べて、結晶粒度の番号が小さくなっている。すなわち実施例１〜３及び比較例１〜３では、参考例１〜３に比べて、結晶粒径が大きくなっている。
【００２９】
ただし、実施例１〜３と比較例１〜３とを比較すると、実施例１〜３では、全ての部位で結晶粒度が３以上であるのに対し、比較例１〜３では、いくつかの例外を除き、結晶粒度が３未満である。これより実施例１〜３では、前熱処理によって、結晶粒径が小さくなることがわかる。
（２）また、実施例１〜３の方が、比較例１〜３に比べて、０．２％耐力において優れている。
【００３０】
本発明は上述した一実施形態及び実施例に限定されることはなく、種々の変形が可能である。
上述した各実施例の前熱処理では、加熱炉の温度を一定温度に所定時間保持したが、前熱処理の間に、加熱炉の温度を緩やかに変化させてもよく、前熱処理される材料（鍛造材）の表面温度が、８００℃以上９００℃以下の範囲に１時間以上３時間以下の間入っていればよい。
【００３１】
上述した一実施形態では、熱間鍛造工程Ｓ３０の後に前熱処理工程Ｓ４０を行ったけれども、熱間鍛造工程Ｓ３０と前熱処理工程Ｓ４０との間に、冷間鍛造等の他の機械加工を行ってもよい。
【００３２】
【表２】
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【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】本発明の一実施形態のＮｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法の概略を示す工程図である。
【図２】図１の製造方法における、熱間鍛造工程以降の材料の表面温度の時間変化を概略的に示すグラフである。
【図３】実施例１の一端側の表層の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図４】比較例１の一端側の表層の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。
【符号の説明】
【００３４】
Ｓ３０    熱間鍛造工程
Ｓ４０    前熱処理工程
Ｓ５０    固溶化熱処理工程
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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